JPH02101117A - 成形性良好な高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は成形性良好な高強度鋼板の製造方法に関するも
のである。

（従来の技術） 乗用車の走行性や快適性、安全性は近年かつてなかった
ほど著しい進歩を遂げた。これは搭載される電子制御部
品や安全保安部品の増加と車体投影面積の増加によると
ころが大であるが、その−方で車体総重量にほとんど変
化は見られない。これは主要な構成材料である自動車用
薄鋼板の高強度化によって重量増加が相殺されているた
めである。生活水準の向上を背景とした消費者の高級化
、高性能化指向は今後とも続くことと思われるが、同時
にオイルショックの経験に起因する鋭敏化したコスト意
識も根強く存在するためこの傾向は引き続き認められよ
う。したがって自動車用薄鋼板には８０〜１００　ｋｇ
ｆ／ｍｍ２を超える強度が、所要の形状を得るための厳
しいプレス成形性と同時に要求されることとなろう。

このような高強度と成形性の両立を図った薄鋼板として
は特公昭５１１１７４１号公報等で提案されているフェ
ライト・マルテンサイト二相鋼いわゆるＤｕａｌ　ｐｈ
ａｓｅ鋼が著名である。これは軟質なフェライトに伸び
を、硬質なマルテンサイトに強度を分担させ、その両立
を図って強度延性バランスを改善した綱であるが、それ
でも一つの指標値とされる引張強度と全伸びの積は２０
００ｋｇｆ／−・％程度にすぎず、引張強度が１００　
ｋｇｆ／−を超すようになると要求される形状にプレス
成形することは極めて困難となる。さらに改善を図った
鋼種としては変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉ
ｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉ　ｔｙ）の活
用を意図して残留オーステナイトを混在させた鋼が特開
昭６０−４３４３０号公報や特開昭６１１５７６２５号
公報等で提案されている。軟鋼板用の連続焼純設備を利
用して製造でき、しかも比較的単純な化学組成ながら１
０〜１５％もの残留オーステナイトを含むこれらの鋼は
１００ｋｇｆ／−の引張強度でも全伸びが３０％内外に
達する他、方法によっては曲げ性や穴拡げ性などもその
強度レベルで従来得られている最良のクラスと同等にな
り、自動車用薄鋼板として今後広範な利用が期待されて
いる。

しかし、これまでに見出された方法で高強度と成形性の
最善の組み合わせを得るためには７００℃近傍から４０
０℃近傍まで１００℃／ｓ前後以上の相当急速な冷却を
行う必要がある。気水冷却と通称される方法によればこ
の程度の速度で鋼板を冷却することは一般には可能であ
るが、前記の各特許公開公報記載の発明で規定されるよ
うな化学成分の鋼では目標温度からの僅かなずれで極め
て硬く脆いものとなるためその取り扱いには細心の注意
が必要とされる。そのため実際の操業でこの種の鋼板を
大量に製造することは必ずしも容易ではなく、その優れ
た特質から需要が多いにもかかわらず、それに応えるこ
とが困難であった。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は前記したような従来技術の有する課題を解決し
、温度制御を容易とする冷却速度で従来発明で最良とさ
れているのと同等の特性を有する鋼板の製造方法を提供
するものである。

（課題を解決するための手段） 本発明による高強度鋼板はフェライト、ベイナイト、残
留オーステナイトの混合組織からなることを特徴とし、
所要の強度を確保するために二相共存温度域で形成され
たオーステナイトをパーライト等に変態させることなく
ベイナイト変態温度域までもちきたす必要がある。この
臨界冷却速度はＭｎやＣｒ等の合金元素量を増せば小さ
なものとなるが、同時にオーステナイトが安定化するの
に要する時間が著しく長くなるため連続ラインでの製造
が困難となる。また組織のバンド化が顕著になり、それ
に伴う特性の劣化も生じる。一方、ごく僅かのＢを添加
した場合には臨界冷却速度は大きく低下するもののオー
ステナイト安定化に必要な時間はほとんど変わらない。

したが、って、本発明者らはこれを有効に活用すれば比
較的緩やがで制御の容易な冷却速度でも連続ラインで安
定して製造できる可能性があることを見出し、本発明を
なしたものである。

すなわち、本発明は重量％でＣ：０．１２〜０．４０％
、Ｓｉ　：　０．３０〜１．５０％、Ｍｎ　：　１．５
０〜３．００％、Ｂ：Ｏ，０Ｏ０３〜０．００５０％、
ｓｏｌ、ｋｌ　：　０．００５〜ｏ、ｉｏｏ％と場合に
よってはさらにＮｉ、　Ｃｕ、　Ｃｏ、　Ｃｒのうちの
１種または２種以上を合計１％以下含み、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなり、熱間圧延終了後６００〜７
００℃の温度範囲内に１〜２０時間おかれた鋼を酸洗と
圧延率３５〜８０％の冷延を行ってから、７００〜８５
０℃の二相共存温度域に加熱し１５秒〜５分保持後、１
〜３０℃／ｓｅｃの速度で３００〜４５０℃に冷却し、
この温度域内で１５秒〜１０分保定し、その後３０秒以
内に１５０℃以下まで冷却することを特徴とする成形性
良好な高強度網板の製造方法を要旨とするものである。

（作用） 最初に本発明の対象とする鋼の成分範囲の限定理由につ
いて述べる。

まず、Ｃはオーステナイトの安定化元素であり、二相共
存温度域およびベイナイト変態温度域でフェライト中か
らオーステナイト中に移動し、その安定度を増す。その
結果、室温まで冷却した時にも１０〜２５％が残留し、
変態誘起塑性による大きな伸びをもたらす。その添加量
は良好な溶接性やすぐれた衝撃特性を得るためには低い
ほうが望ましいが、０．１２％未満では明らかな伸びの
向上がもたらされるほどの残留オーステナイト量を確保
することはできない。一方０．４０％を超すようになる
と残留オーステナイトは多量に得られるものの加工誘発
変態によりプレス成形後に存在することとなるマルテン
サイトの量も相当なものとなるため衝撃特性の劣化が著
しく、実用に耐えない。

Ｓｉはセメンタイト中に固溶しないためその析出を抑制
する作用を有し、３００〜４５０℃で暫時保持する間に
未変態オーステナイト中へ固溶限をはるかに越えるＣの
濃化を図ることができる。しかし、本発明のＣ量の範囲
ではＳｉが０．３０％未満ではこのような効果は明らか
ではなく、目的を達成するためには０．７０％以上の添
加が好ましい。一方、過剰に添加すると酸洗性を著しく
悪化させるほどのスケールを熱延時に生しることとなる
し、またＣを黒鉛として析出させることもある。このた
め１．５０％を超える過剰な添加は避けなければならな
い。

また、Ｍｎはオーステナイト形成元素であると同時に二
相域からヘイナイト変態域への冷却の際にオーステナイ
１−がパーライトへ分解するのを抑制する。このため容
易に制御できるような比較的緩慢な冷却でも二相域加熱
時に存在するオーステナイトをそのままの状態で４５０
℃以下まで持ち来す上でその添加は極めて有効である。

その量が１．５０％未満ではその効果は認められない。

しかし、３．００％を超すようになるとこの目的は達せ
られるものの、Ｃの濃化によるオーステナイトの安定化
反応に極めて長時間を要することとなり、連続ラインで
の多量生産を事実上不可能なものとする。

また、ハンド組織の形成により特性を劣化させると同時
にスポント溶接でナゲツト内破断を生じやすくするから
避けなければならない。

Ｂは一般に焼入れ性を増す元素として知られるが、本発
明の熱処理サイクルで３．００〜４５０℃での保定条件
にはほとんど影響を与えない。したがって工業的な安定
生産を行う上で非常に有用な添加元素である。目的を達
するためには最低０．０００３％の添加を必要とする。

しかし、０．００５０％を超すと耳割れなどを生し、熱
延が困難となるので避けなければならない。

さらにｓ　ｏｌ、　１１１４は脱酸元素として、また、
八ＩＮによる熱延素材の細粒化、および一連の熱処理工
程における結晶粒の粗大化を抑制することで材質が改善
されるため０．００５〜０．１００％を添加する。その
量が０．００５％未満だと目的とする効果が不十分であ
り、０．１．００％を超ずと介在物により靭性が劣化す
ることがあるので避けなければならない。

本発明の鋼は以上を基本成分とするが、これらの元素お
よびＦｅ以外にＰ、、Ｓ、Ｎその他の一般に鋼に対して
不可避的に混入する元素を含むものである。またオース
テナイト形成元素のＮｉ、　ＣｕやＧ。

あるいは焼入れ性を増す元素であるＣｒを添加し、残留
オーステナイト量を増すことは本発明の目的を達成する
上で好ましいことである。しかし、過大に添加すると複
雑な組成の化合物が微細に析出し加工性を著しく劣化す
ることがあるのでその量は合計で１％以下に限定する。

次に工程上の限定理由を詳述する。

本発明による鋼は熱間圧延終了後巻取し、そのままある
いは室温に冷却した後再加熱し６００〜７００℃の温度
範囲内に１〜２０時間おかれる。

これは冷延後一連の熱処理を経たあとで残留オーステナ
イトを形成するコアとなる炭化物の部分にＭｎを濃化し
、その後のヒートサイクルに要求される条件を緩和する
ことを目的としている。この温度が７００℃よりも高い
と炭化物が粗大化し、最終的に存在する残留オーステナ
イト粒が大きなものとなるために加工誘発変態を効果的
なものとしにくくするので避ける必要がある。また鋼中
に置換型固溶元素として存在するＭｎの拡散は遅く、６
００℃未満では工業的に実施し得る時間内に目的を達成
することはできず、実施するに値しない。

この時間が１時間以内では適当とする合金元素濃化が図
れない。一方２０時間を超すようではエネルギーコスト
が膨大となり経済的に引き合わないばかりか、炭化物へ
のＭｎ濃化が過大になりその安定性が増すため冷延後の
二相域加熱時にも未溶解で存在し最終的な目標を達し得
ないから避けなければならない。

このような履歴を経た熱延鋼板について本発明では酸洗
と圧延率３５〜８０％の冷延を行う。これは引き続いて
行う一連のサイクルからなる熱処理後に微細な残留オー
ステナイト粒がフェライトとベイナイトの中に分散した
組織を得ることを目的とする。この圧延率が３５％未満
だと組織の微細化が不十分であるため、本発明に規定し
た熱処理を施しても十分な量の残留オーステナイトが得
られず、伸びをはじめとした特性の劣ったものしか得ら
れない。その効果は圧延率が増すと飽和する傾向にあり
、８０％を超えた冷延を行うことは圧下に要する動力が
莫大なものとなるだけで効果が小さいため適当でない。

本発明の一連のサイクルからなる熱処理ではまず最初に
７００〜８５０℃の二相共存温度域に加熱し１５秒〜５
分保持する。本発明の成分系を有する鋼板にこの加熱を
行うと固溶限以上の炭化物はほとんど消滅し、オーステ
ナイトが４０〜８０％存在し、フェライトが残余を占め
る組織状態が現出される。

拡散定数の大きいＣはオーステナイト中に濃化しフェラ
イト中では希薄となるが、熱延後冷延までの間に先に規
定した温度履歴を経ることによりＭｎについてもある程
度の分配が達成される。このため引き続く一連のサイク
ルを経た後では１０〜２５％の残留オーステナイトがフ
ェライトとベイナイトの混在した中に微細に分散した組
織が得られ高強度にして成形性良好な鋼板とすることが
できる。

加熱温度が７００℃未満の時、連続ラインで実現するこ
とのできる時間内では炭化物が溶解せずオーステナイト
の存在量もごく僅かであり、また再結晶も不十分な状態
であるため後に続く処理が本発明に規定されるものであ
ったとしても高強度にして成形性良好な鋼板とすること
はできない。

一方、８５０℃を超える温度域に加熱することは多大な
エネルギーを要し不経済であるばかりか表面性状が劣化
する等種々の好ましくない現象を生む。この温度域での
保持時間が１５秒未満では未溶解炭化物が存在する可能
性が大であり、望まれるだけの量のオーステナイトが形
成されず強度と成形性の両立が図れない。一方、５分を
超えて保持すると結晶粒が粗大となる可能性があるばか
りか、冷延前の温度履歴により得られた好ましい合金元
素の分布が解消され、より短時間での保持の時と比較し
強度延性バランスが悪くなる。

本発明ではこの後、１〜３０℃／ｓｅｃの速度で３００
〜４５０℃に冷却する。これは二相域に加熱して生成さ
せたオーステナイトをパーライトに変態することなくベ
イナイト変態域に持ち来し、引き続く処理により室温で
は残留オーステナイトとベイナイトとして所定の特性を
得ることを目的とする。この冷却速度が１″（：／ｓｅ
ｃ未満ということは臨界冷却速度以下であることを意味
し、オーステナイトのほとんどがパーライト変態するた
め熱処理後にはベイナイトも残留オーステナイトもごく
僅かの量となり強度も低く成形性も良好ではない。逆に
３０℃／ｓｅｃを超えるようだと設定温度からのずれが
生じやすく、しばしば目的とした機械的性質とは大きく
異なった特性をもたらすことがあるので避けなければな
らない。この冷却が４５０℃よりも高い温度で終了する
とその後の保持中に炭化物が急速に生成しオーステナイ
ト中のＣ濃度が急減するのでその残留は認められなくな
る。

一方二相域で生成したままの状態ではオーステナイトの
Ｍｓ点を３００℃未満に下げるほどにはＣ，Ｍｎとも濃
化していないため、そのまま３００℃未満に冷却すると
多量のマルテンサイトを生じ、その後に焼戻されたとし
ても強度は十分としても成形性は良好と言える範囲には
なりえない。

二相域での冷却終了後、本発明では３００〜４５０℃に
１５秒〜１０分保定し、その後３０秒以内に１５０℃以
下まで冷却する。これはＳｉが含まれるためにオーステ
ナイトからベイナイトへの変態が段階に分離することを
活用し、炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部
分から掃きだされたＣが濃化しＭｓ点が室温以下に低下
した残留オーステナイ１−１および二相域加熱中に清浄
化が進んだ残存フェライ（−の混在した組織を現出させ
、高強度と良好な成形性を両立させることにある。この
保定温度が４５０℃よりも高いとその間に炭化物が急速
に生成しオーステナイト中のＣ濃度が急減するのでそれ
を残留することは不可能となる。

一方探定温度が３００℃未満だと実質的にＣの拡散が困
難となるため未変態オーステナイト中にＣが濃化せず、
室温まで冷却した時に残留オーステナイトを得ることが
できない。比較的小さな臨界冷却速度をもたらすＭｎ添
加量にもかかわらずこの保定時間が連続ラインで実行可
能であるのはＢを０．０００３〜０．００５０％含むた
めであるが、１５秒未満の保定ではベイナイト変態の進
行が不十分なためＣが十分に濃化していないオーステナ
イトは室温までの冷却中にマルテンサイト変態し、得ら
れる鋼板は高強度ではあるものの成形性に乏しいものと
なる。また保定時間が１０分を超すとベイナイト変態が
さらに進み、前段の反応でＣの濃化したオーステナイト
も炭化物を析出してヘイナイトに分解するため変態誘起
塑性により成形性を改善する残留オーステナイト量の不
足をもたらすこととなる。この後１５０℃以下まで冷却
するのに３０秒を超える時間要した場合も同様であり、
発明の目的を達し得ない。

なお、以上に説明してきた工程における二相域での加熱
温度や二相域からの冷却が終了した後の保定温度、また
その間の冷却速度は規定の範囲内であれば一定である必
要はなく、その範囲内で変動したとしても最終製品の特
性をなんら劣化させはしないし向上する場合もある。

（実施例） 第１表に成分を示す鋼を、熱間圧延終了後第２表に記載
する時間だけ６００〜７００℃においてから酸洗し、同
表記載の率の冷延と熱処理および０．８％の調質圧延を
行った。その後−でＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ゲ
ージ長さ５０ｍｍ、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎで常温引
張試験を行ったところ同表に記載するような引張強度と
全伸びを得た。また、表層より板厚の１／４中心によっ
たところでＸ線回折法で残留オーステナイト量を求めた
ところ同表中の値が得られた。

本発明試料である試料Ｎｏ、　２．４．５．８．１１．
１４．１７．２０．２３．２６．２９．３０はいずれも
１０〜２５％の残留オーステナイトを含み引張強度と全
伸びの積が２５００ｋｇｆ／−・％以上であることから
れかるように高強度にして極めて良好な成形性を兼備し
ており、しかも従来技術ではなしえなかった温度制御の
容易な冷却速度でそれを実現できる。これに対し、本発
明成分範囲外の鋼ａ、ｆ、ｇ、ｈ、ｉは最適と考え得る
処理を施しても試料Ｎｏ、　ｌ、３１〜３４にあるよう
に、また本発明成分鋼であっても処理条件に一つでも不
適当なところが存在すると試料Ｎｏ、　３．６．７．９
．１０．１２．１３．１５．１６．１８．１９．２１．
２２．２４．２５．２７．２８にあるように２５００ｋ
ｇｆ／ｍ４・％未満の引張強度と全伸びの積で示される
とおり強度もしくは成形性が劣ったり、それらが満足の
いくものであったとしても工程上の困難をおして実行す
るほどのメリットがないものとなる。

（発明の効果） 以上の実施例かられかるように本発明によれば温度制御
を容易とする冷却速度で従来発明で最良とされているの
と同等の良好な成形性を有する高強度鋼板を得ることが
できる。このため実際の操業でもそれほどの困難なく大
量に製造することが可能となり、産業上極めて顕著な効
果が期待できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は冷間圧延の後で鋼板に施す熱処理サイクルを示
す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ：０．１２〜０．４０％、Ｓｉ：０．
   ３０〜１．５０％、Ｍｎ：１．５０〜３．００％、Ｂ：
   ０．０００３〜０．００５０％、ｓｏｌ、Ａｌ：０．０
   ０５〜０．１００％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不
   純物からなり、熱間圧延終了後６００〜７００℃の温度
   範囲内に１〜２０時間おかれた鋼を酸洗と圧延率３５〜
   ８０％の冷延を行ってから、７００〜８５０℃の二相共
   存温度域に加熱し１５秒〜５分保持後、１〜３０℃／ｓ
   ｅｃの速度で３００〜４５０℃に冷却し、この温度域内
   で１５秒〜１０分保定し、その後３０秒以内に１５０℃
   以下まで冷却することを特徴とする成形性良好な高強度
   鋼板の製造方法。
2. （２）Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｃｒのうちの１種または２種
   以上を重量％で合計１％以下添加することを特徴とする
   請求項１記載の成形性良好な高強度鋼板の製造方法。